ROZBOR HOMOGENNÍHO SVAROVÉHO SPOJE SUPERMARTENZITICKÉ OCELI TYPU 13Cr6Ni2,5Mo

Transkript

1 ROZBOR HOMOGENNÍHO SVAROVÉHO SPOJE SUPERMARTENZITICKÉ OCELI TYPU 13Cr6Ni2,5Mo Gabriela Rožnovská - Vlastimil Vodárek - Magdaléna Šmátralová - Jana Kosňovská Vítkovice Výzkum a vývoj, spol. s r. o., Pohraniční 31, ,Ostrava Vítkovice, ČR Abstrakt V příspěvku jsou prezentovány výsledky hodnocení základních mechanických vlastností a mikrostruktury homogenního svarového spoje z oceli 13Cr6Ni2,5Mo ve stavu po svaření. Svařování bylo provedeno v poloze PC technologií GMAW. Jako přídavný materiál byl použit trubičkový drát firmy Esab s označením OK o průměru 1,2 mm. Hodnocený svarový spoj nevyhověl při zkoušce lámavosti ohybem a rovněž úroveň nárazové práce svarového kovu nebyla vyhovující. Nárazová práce v tepelně ovlivněné oblasti byla vyšší než v tepelně neovlivněném základním materiálu. Rozdíly v tvrdosti jednotlivých částí svarového spoje byly malé. Svařování nezpůsobilo degradaci mechanických vlastností základního materiálu. Mikrostruktura základního materiálu, tepelně ovlivněné oblasti i svarového kovu byla tvořena martenzitem a malým množstvím austenitu a δ - feritu Abstract In this paper results of investigations on mechanical properties and microstructure of a homogeneous weldment made of a 13Cr6Ni2.5Mo steel are presented. Welding was performed using GMAW technology in PC position. A cored wire OK with the diameter 1.2 mm (ESAB) was applied as a filler material. The weldment did not satisfy a transverse side bent test. Impact energy of the weld metal was lower than requirements. Impact energy in the heat affected zone of the weldment was higher than that in the base material. Hardness differences across the weldment were small. Welding did not cause degradation of the base material properties. Microstructure of the base material, heat affected zone as well as weld metal consisted of lath martensite and small amounts of austenite and δ-ferrite. 1. ÚVOD Supermartenzitické oceli jsou vyvíjeny především pro potřeby ropného průmyslu. Použití těchto ocelí při konstrukci podhladinových potrubních systémů mezi těžebními mimopobřežními plošinami a pobřežím vyžaduje, aby žíhání svarových spojů ( PWHT ) bylo pouze krátkodobé nebo nebylo vůbec prováděno [ 1 ]. V počátečním období vývoje supermartenzitických ocelí byly ke svařování používány přídavné materiály z duplexních a superduplexních feriticko austenitických ocelí [ 2 ]. Bylo prokázáno, že svařitelnost supermartenzitických ocelí je velmi dobrá, ale použití těchto přídavných materiálů vedlo k řadě problémů. Z těchto důvodů byl zahájen vývoj přídavných materiálů s chemickým složením blízkým základnímu materiálu. Přestože vývoj těchto přídavných materiálů nemůže být považován za ukončený, jsou v současné době pro jednotlivé typy supermartenzitických ocelí dostupné vhodné přídavné materiály. Základní požadavky na vlastnosti základního materiálu typu 13Cr6Ni2,5Mo jakostního stupně X 80 a svarového kovu ve stavu po svaření jsou uvedeny v tab. 1 [ 3, 4]. 1

2 Tabulka 1. Základní požadavky na vlastnosti základního materiálu a svarového kovu ve stavu po svaření, ocel 13Cr6Ni2,5Mo, jakostní stupeň X 80 R p 0,2 R m A 5min KV stř. HV 10 [ MPa ] [ MPa ] [ % ] [ J ] Základní materiál Svarový kov >40 60 <350 - teplota zkoušení +20 C, - teplota zkoušení -30 C. 2. EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL A TECHNIKA Pro zhotovení homogenního svarového spoje byla jako základní materiál použita trubka ze supermartenzitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo o průměru 324 x 16 mm [ 5 ], u které bylo provedeno následující tepelné zpracování na jakost: 970 C / 2 hod. / vzd C / 6 hod. / vzd. Obvodový svar byl proveden v poloze PC technologií GMAW. Jako přídavný materiál byl použit trubičkový drát firmy Esab s označením OK o průměru 1,2 mm. Svařování bylo provedeno v ochranné plynné atmosféře Ar + 0,5%CO 2. Chemické složení základního materiálu a svarového kovu je uvedeno v tab. 2. Tabulka 2. Chemické složení hodnocené trubky z oceli 13Cr6Ni2,5Mo a svarového kovu, hm%. C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo V Ti Al celk. N 2 Základní materiál 0,022 0,59 0,28 0,025 0,004 0,10 6,06 12,86 2,01 0,033 0,12 0,009 0,0179 Svarový kov 0,018 1,10 0,34 0,011 0,008 0,30 6,10 12,23 2,45 <0,01 0,05 0,007 0,0074 V předkládaném příspěvku jsou diskutovány výsledky rozboru homogenního svarového spoje ve stavu po svaření. V rámci hodnocení mechanických vlastností svarového spoje byly provedeny následující práce: zkoušky lámavosti v ohybu, měření profilu tvrdosti, zkoušky vrubové houževnatosti s lokalizací vrubu v těchto oblastech: 1. ve svarovém kovu 2. v linii ztavení, 3. v tepelně ovlivněné oblasti ve vzdálenosti 2 a 5 mm od linie ztavení, 4. v tepelně neovlivněném základním materiálu. Mikrostrukturní rozbor byl proveden pomocí optické metalografie, prozařovací elektronové mikroskopie, rtg spektrální mikroanalýzy a rtg. difraktometrie. Studium na elektronovém mikroskopu bylo provedeno za použití extrakčních uhlíkových replik. 2

3 3. HODNOCENÍ MECHANICKÝCH VLASTNOSTÍ 3. 1 Zkouška lámavosti v ohybu Z hodnoceného svarového spoje byly odebrány dvě zkušební tělesa pro zkoušku lámavosti svarového spoje podle předpisu DNV, sekce 2, část 3. U svarového spoje došlo k porušení zkušebních těles přes celou tloušťku svaru již po dosažení úhlu ohybu 13, resp. 45, obr.1. Z uvedeného obrázku je zřejmé, že během ohybu došlo k porušení zkoušek ve svarovém kovu. Výsledky těchto zkoušek byly zcela nevyhovující. Obr. 1. Celkový pohled na ohýbací zkoušky svarového spoje 3. 2 Hodnocení tvrdosti svarového spoje U svarového spoje byly hodnoceny změny tvrdosti napříč spojem. Profil tvrdosti HV 10 je dokumentován na obr. 2. Bylo zjištěno, že rozdíly v tvrdosti jednotlivých částí svarového spoje jsou malé. Tvrdost tepelně ovlivněné zóny základního materiálu nebyla výrazně zvýšená oproti tvrdosti tepelně neovlivněného základního materiálu, tvrdost svarového kovu odpovídala požadavkům, viz. tab HV ZM TOO SK TOO ZM Vzdálenost v mm 3. 3 Zkoušky vrubové houževnatosti Obr. 2. Profil tvrdosti HV 10 napříč svarovým spoje Zkušební vzorky pro hodnocení nárazové práce základního materiálu byly odebrány v podélném směru. Ze svarového spoje byla odebrána zkušební tělesa s V vrubem zhotoveným v oblastech specifikovaných v kap. 2. Získané výsledky jsou uvedeny v tab. 3. Úroveň nárazové práce základního materiálu plně vyhovuje požadavkům pro supermartenzitické oceli jakostního stupně X80. Nárazová 3

4 práce svarového kovu v hodnoceném svarovém spoji ve stavu po svaření nevyhovovala požadavkům. Hodnoty nárazové práce v tepelně ovlivněné oblasti svarového spoje byly vyšší než v základním materiálu. To svědčí o tom, že svařování nemělo za následek degradaci vrubové houževnatosti studované oceli. Tabulka 3. Výsledky hodnocení nárazové práce v různých oblastech svarového spoje při teplotě zkoušení 40 C Umístění vrubu KV stř. [ J ] Základní materiál 97 Svarový kov 30 Linie ztavení 190 TOO, 2 mm od linie ztavení 183 TOO, 5 mm od linie ztavení MIKROSTRUKTURNÍ ROZBOR Ve stavu po tepelném zpracování na jakost, které se skládá z normalizačního a interkritického žíhání, je mikrostruktura supermartenzitické oceli typu 13Cr6Ni2,5Mo tvořena směsí zotaveného laťkového martenzitu a lamel reverzního austenitu [ 6 ]. V tepelně ovlivněné zóně svarového spoje sledované oceli lze směrem od linie ztavení do základního materiálu očekávat výskyt následujících pásem [ 7 ]: 1. K zóně ztavení přiléhá úzké hrubozrnné pásmo, které bylo během svařování plně feritické. V průběhu ochlazování δ - ferit transformoval na austenit a následně na martenzit. V tomto pásmu se zpravidla vyskytuje malé množství δ - feritu. 2. Pásmo, které bylo v průběhu svařovacího cyklu ohřáto do dvoufázové oblasti γ + δ. Po ochlazení svarového spoje zůstává v této oblasti zachován zvýšený objemový podíl δ - feritu a austenit transformuje na martenzit. 3. Oblast jemnozrnné překrystalizace, která byla během svařovacího cyklu ohřáta do oblasti austenitu. Během ochlazování svarového spoje austenit transformuje na martenzit. Není zcela jasné, zda vzhledem k vysokým rychlostem ohřevu a ochlazování během svařovacího cyklu dochází rovněž k rozpadu reverzního austenitu přítomného ve výchozí mikrostruktuře. 4. Interkriticky žíhané pásmo, kde v průběhu svařování došlo k částečné zpětné transformaci martenzitu na austenit. V oblasti přežíhané vysoko nad A c1 lze očekávat zpětnou transformaci austenitu na čerstvý martenzit, zatímco v oblasti žíhané těsně nad teplotou A c1 dojde ke stabilizaci reverzního austenitu v zotavené martenzitické matrici. 5. Pásmo martenzitu, který byl během svařování popuštěn na teplotě pod A c1. Během popouštění pod teplotou A c1 lze v martenzitu očekávat dodatečnou precipitaci částic karbidů. 4

5 4. 1 Makrostruktura Na obr. 3 je dokumentována poměrně rovnoměrná makrostruktura svarového spoje, ze které je patrný základní materiál s vycezeninami usměrněnými ve směru tváření, tepelně ovlivněná oblast, která vykazuje dva zřetelné odlišné kontrasty, charakter svarového kovu a způsob kladení jednotlivých housenek. Na obrázku je rovněž vyznačená linie měření profilu tvrdosti HV 10, viz. obr.2. I Obr. 3. Makrostruktura svarového spoje 4. 2 Mikrostruktura Mikrostruktura základního materiálu byla tvořená zotaveným laťkovým martenzitem a 6% reverzního austenitu. V odmíšených pásech se vyskytovaly drobné útvary δ - feritu. Šířka tepelně ovlivněná oblasti se pohybovala od 2 do 5 mm. V tepelně ovlivněné oblasti bezprostředně přiléhající k linii ztavení došlo k výraznému zhrubnutí mikrostruktury pásmo I na obr. 4. Mikrostruktura zhrublého pásma byla tvořena martenzitem s lokálním výskytem nerovnoměrně vyloučeného δ - feritu. Útvary δ - feritu se nacházely především v oblastech, které byly tepelně ovlivněné při kladení následujících housenek a přednostně se vylučovaly podél hranic austenitických zrn. Obr. 4. Přechod svarový kov tepelně ovlivněná zóna- základní materiál, zv. 50x 5

6 Na úzké přehřáté pásmo navazovalo tenké pásmo s mikrostrukturou tvořenou směsí martenzitu a δ - feritu, které bylo v průběhu svařování ohřáto na teplotu v oblasti γ +δ, pásmo II na obr. 4. V navazujícím pásmu jemnozrnné překrystalizace byla pozorována jemná mikrostruktura tvořená nepopuštěným martenzitem, pásmo III na obr. 4. V interkriticky žíhaném pásmu byly pozorovány lokální rozdíly v leptatelnosti martenzitu., pásmo IV na obr. 4, obr. 5. To souvisí s tím, že mikrostruktura tohoto pásma je funkcí teploty žíhání v intervalu teplot A c1 A c3. Při ohřevu na teplotu blízkou hodnotě A c3 výsledná mikrostruktura obsahovala kromě silně zotaveného martenzitu výrazné množství čerstvého, nepopuštěného martenzitu. V oblasti ohřáté těsně nad A c1 byla výsledná mikrostruktura tvořena směsí zotaveného martenzitu a útvarů reverzního austenitu. V pásmu jemné překrystalizace i v interkriticky žíhaném pásmu byly zachovány řádky částic δ - feritu, které byly přítomny ve výchozí mikrostruktuře základního materiálu. Obr. 5. Mikrostruktura interkriticky žíhaného pásma TOO, zv. 500x Základní mikrostruktura svarového kovu byla hrubá s licím uspořádáním. Byla tvořena martenzitem a malým množstvím δ - feritu. Pomocí rtg. difraktometrie bylo zjištěno, že svarový kov obsahuje 7% zbytkového austenitu. V neleptaném stavu bylo ve svarovém kovu zaznamenáno větší množství jemných nekovových částic. Typické nekovové částice ve svarovém kovu jsou dokumentovány na obr. 6. Pomocí rtg. mikroanalýzy bylo zjištěno, že převážná většina těchto částic je tvořená komplexními oxidy titanu, hliníku, chrómu a manganu, obr. 7. 6

7 Obr. 6. Jemné nekovové částice ve svarovém kovu, extrakční uhlíková replika, zv. 7500x Obr. 7. EDX spektrum nekovových částic 5. SHRNUTÍ DOSAŽENÝCH VÝSLEDKŮ Při hodnocení mechanických vlastností a mikrostruktury homogenního svarového spoje z oceli 13Cr6Ni2,5Mo ve stavu po svaření byly získány tyto nejdůležitější výsledky: - rozdíly v tvrdosti jednotlivých částí svarového spoje byly malé. Tvrdost svarového kovu odpovídala požadavkům. - svarový spoj nevyhověl při zkoušce lámavosti ohybem. Trhliny se šířily svarovým kovem. Rovněž úroveň nárazové práce svarového kovu nedosahovala požadované hodnoty pro supermartenzitické oceli. - úroveň nárazové práce v tepelně ovlivněné oblasti základního materiálu byla vyšší než hodnoty nárazové práce tepelně neovlivněného základního materiálu. V tepelně ovlivněné zóně nebylo zjištěno výraznější zvýšení tvrdosti materiálu. Tyto výsledky svědčí o tom, že svařování technologií GMAW nemělo za následek degradaci vlastností základního materiálu [ 4 ]. Literatura [ 1 ] BECQUET, P., BONNEFOIS, B., FOUEL, J. Weldable martensitic steells for hydraulic applications.in Sborník z konference Supermartensitic stainless steels 99. Belgium:KCI Publishing BV, ZUTPHEN, 1999, s [ 2 ] VAN der WINDEN, H., TOUSSAINT, P., COUDREUSE, L. Past, present and future of weldable supermartensitic alloys. Supermartensitic stainless steels 02. Belgium: KCI Publishing BV, ZUTPHEN, 2002, s

8 [ 3 ] TVRDÝ, M., VODÁREK, V., KORČÁK, A. Výzkumná zpráva - Supermartenzitické oceli,. Vítkovice, a. s., [ 4 ] JOCHUM, C., HEUSER, H., SÖLCH, R. Properties of matching filler metals for supermartensitic pipelines. Supermartensitic stainless steels 02. Belgium: KCI Publishing BV, ZUTPHEN, 2002, s [ 5 ]. TVRDÝ, M., VODÁREK, V., ROŽNOVSKÁ, G. aj. Production development and industrial application of 12Cr 6Ni 2.5Mo steels. Supermartensitic stainless steels 02. Belgium: KCI Publishing BV, ZUTPHEN, 2002, s [ 6 ] ŠELIGA, J., KORČÁK, A., CHMELAŘ, I. aj. Výroba a svařování odlitků z nízkouhlíkových martenziticko austenitických korozivzdorných ocelí. Svařování,1995, roč. 44, č. 10, s [ 7 ] WOOLIN, P., CARROUGE, D.Heat affected zone microstructures in supermartensitic stainless steels. Supermartensitic stainless steels 02. Belgium : KCI Publishing BV, ZUTPHEN, 2002, s